(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
方向性けい素鋼板の製造方法であって、質量％で、
2.5〜4.0％のＳｉ、
0.01〜0.10％のＣ、
0.30％以下のＣｕ、
0.15％以下のＭｎ、
0.060％以下のＳ、
0.065％以下のＡｌ、
0.015％以下のＮ、
0.10％以下のＰ、残部の鉄及び不可避不純物からなる鋼の溶湯を形成し、
溶湯を厚さ40〜70mmの鋳片に連続鋳造し、前記鋳片の完全な冷却を行わずに、700℃を下回らない温度で薄いスラブに切断し、
次に、前記薄いスラブを、インライン均熱炉に連続して送り、1050〜1170℃の温度で最大６０分再加熱し、
次に、インライン多重スタンド式熱間圧延機で、最初の成形パスを1150℃未満の圧延材料の温度で少なくとも２０％の圧下率で行い、8〜40mmの中間厚さをもつ圧延材料を、高圧冷却装置を用いて、最大で２つの連続する成形パスの中で1000℃未満の温度に冷却し、そして仕上厚さに圧延することで、1000℃における圧延材料の成形を回避して連続的に厚さ0.5〜3.0mmの熱間ストリップに圧延し、その後、前記熱間ストリップを巻き取り、
その後、１又は再結晶化の中間焼なましを伴う複数の工程で冷間圧延して0.15〜0.50mmの最終厚さとし、
次に、この冷間ストリップを、焼なまし処理で再結晶化及び脱炭させ、主成分としてＭｇＯを含む焼鈍分離剤を付与し、その後にゴス型集合組織になるように高温下の焼なまし処理を施し、
電気絶縁層で被覆し、最終焼なましで応力を緩和する方向性けい素鋼板の製造方法。
【請求項２】
薄いスラブへ鋳造される溶湯の鋼が、炭素、マンガン及び硫黄を次の含有量範囲、
0.01〜0.050％のＣ、
0.05〜0.10％のＭｎ、
0.015〜0.035％のＳ、
で含む以外は、請求項１に記載した組成からなること、均熱焼なましの後に0.7〜1.3mmの最終厚さに熱間圧延すること、そして、熱間ストリップを、冷間圧延成形の最終工程での圧下率が45％〜75％の範囲であるように冷間圧延することを特徴とする、請求項１記載の方法。
【請求項３】
前記熱間ストリップを、800〜1100℃において焼なましを行うか、又は900℃以下の温度において巻き取ることを特徴とする、請求項２記載の方法。
【請求項４】
薄いスラブへ鋳造される溶湯の鋼が、質量％で、
2.5〜4.0％のＳｉ、
0.03〜0.1％のＣ、
0.05〜0.10％のＭｎ、
0.015〜0.035％のＳ、
0.05〜0.3％のＣｕ、
0.015〜0.065％のＡｌ、
0.005〜0.015％のＮ、
0.10％以下のＰ、及び
残部の鉄及び不可避不純物からなること、均熱焼なましの後に0.5〜3.0mmの厚さに熱間圧延すること、巻き取り後に熱間ストリップを950〜1150℃において30〜300秒の析出焼なましを行い、引き続いて20K/秒を超える冷却速度で急速に冷却すること、そして、上記析出焼なまし後に、冷間圧延成形の最終工程を圧下率70％〜90％で行うことを特徴とする、請求項１記載の方法。
【請求項５】
薄いスラブへ鋳造される溶湯の鋼が、
最大0.010％のＳ、
最大0.010％のＣｕ、
最小0.015％のＡｌ、
最小0.005％のＮ、
を含む以外は、請求項１に記載した組成からなること、0.5〜3.0mmの厚さに熱間圧延すること、巻き取り後に熱間ストリップを1000℃〜1150℃において30〜300秒の析出焼なましを行い、引き続いて20K/秒を超える冷却速度で急速に冷却すること、そして、冷間圧延成形の最終工程を圧下率45％〜90％で行うことを特徴とする、請求項１記載の方法。
【請求項６】
前記溶鋼が液相線温度より最大で25Ｋの過熱温度で鋳造されることを特徴とする、請求項１から５のいずれか１項記載の方法。
【請求項７】
最大で100nmの粒子サイズを有するＡｌＮ粒子を、仕上ストリップへ冷間圧延されたストリップの窒化によって追加的に生成させることを特徴とする、請求項４又は５のいずれか１項記載の方法。
【請求項８】
溶湯に、さらにＡｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ及びＢｉのうちの１又は複数の元素を、それぞれ0.2質量％まで添加して鋳造することを特徴とする、請求項１から７のいずれか１項記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は、ヒステリシス損が少なく、高い極性(polarisation)を有する方向性けい素鋼板（結晶粒が配向した電磁鋼板）の製造方法に関する。
【０００２】
方向性けい素鋼板（ＫＯ鋼板；kornorientierten Elektoblechen）の製造には、2.5〜4.0％のＳｉ、0.010〜0.100％のＣ、0.150％までのＭｎ、0.065％までのＡｌ及び0.0150％までのＮ、並びにそれぞれ任意選択による0.010〜0.3％のＣｕ、0.060％までのＳ、0.100％までのＰ、それぞれ0.2％までのＡｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、及びＢｉ、残部の鉄並びに不可避不純物を、溶融して鋳造する。凝固した鋳片は、厚さが25〜100mmであり、700℃未満で冷却することなしに薄いスラブに切断、そしてインラインに続く均熱炉において1170℃までの温度で均質に加熱されるが、その滞留時間は、最大で６０分である。これらの均質に加熱された薄いスラブは、次に多重スタンド式の熱間圧延機において連続的に厚さ0.5〜3.0mmの熱間ストリップに圧延され、巻き上げられる。熱間ストリップは、最後にオプションで焼なまし処理を受ける。このような処理を受けた熱間ストリップは、１つ又はそれ以上の工程において冷間圧延されて厚さ0.15〜0.50mmの仕上ストリップになる。冷間ストリップは、再結晶を行い、そして焼なまし処理で脱炭される。冷間ストリップは、引き続いて主成分としてＭｇＯを含む焼鈍分離剤を付与され、高温下の焼なまし処理で２次再結晶化が起こると非常に鮮鋭なゴス型集合組織が現れる。続いて電気絶縁層で被覆し、最終焼なましで応力を緩和する。
【０００３】
方向性けい素鋼板は、特に出力変成器において磁束を通過させるために使用される。そのためにヒステリシス損を可能な限り低くして、できるだけ高い極性を与えることが必要である。この目的のために方向性けい素鋼板に目標を定めて非常に鮮鋭に現れるゴス型集合組織を作ると、磁性の優先方向としての圧延方向に沿って非常に良好な磁気特性が得られる。
【０００４】
２０年以上前から平鋼の生産が開始され、溶湯を連続的に鋳造する連続鋳造技術が用いられている。ここで溶湯は、鋳型に注入され、厚さがほぼ100〜300mmの凝固した鋳片として取り出される。引き続いて鋳片は、通常、垂直曲げ型から水平型に導かれて冷却される。連続鋳造設備から出された鋳片は、それぞれのスラブに分割される。単純な軟スラブは、通常、スラブ倉庫に保管されて周辺温度に至るまで冷却される。2.5〜4.0％のＳｉ合金である方向性けい素鋼板に使用するスラブは、逆により高温において貯蔵しなければならない。その理由には、予め余りにも低い温度で冷却した場合は、熱間ストリップの圧延の前に再加熱を行うと非常にき裂が生じ易くなることが挙げられる。ここで従来からの連続鋳造工程で製造した厚いスラブには、特に欠点があることが明らかであり、それはスラブの再加熱の際に温度勾配が高まり、かつ不均一になることによって内部応力が高まるからである。従って、ＫＯ鋼板用のスラブは、通常、加熱された保持炉において、例えば、温度１００〜５００℃で貯蔵しなければならない。この作業方法の欠点は、エネルギー消費がかさむこと、そして加工工程が複雑化し、費用が高騰することにある。
【０００５】
引き続いて、従来の連続鋳造工程で製造されたスラブは、プッシュ炉、ウォーキングビーム炉又はその効果が同等な連結炉に投入されて高温で十分に加熱される結果、良好な熱間成形性が得られる。熱間圧延は、通常、２ステップで行われる。すなわち厚さ１００〜３００mmのスラブは、最初に約３０〜６０mmの厚さに粗圧延される。この粗圧延は、可逆式スタンドで行われることがよくある。粗スラブは、次に多重スタンドの仕上ステップにおいて厚さ2.0〜6.0mmの熱間ストリップに連続圧延される。
【０００６】
従来の方法によって製造されたＫＯ鋼板には特殊な性質があり、スラブ中の異相粒子を溶かすために１４００℃までの温度でスラブを加熱することが不可欠に必要であり、結果として異相粒子を、次の熱間圧延において細かく分散して析出させることができる（米国特許 US 2 599 340)。よく知られた方法では、これらの粒子は、例えば、主にＭｎの硫化物又はＭｎのセレン化物として扱われている（J.E.May and D.Turnbull: Trans. AIME, 212 (1958), 769)。ほかの方法においてさらにＡｌの窒化物（米国特許 US 3 159 511; US 3 287 183)が製作されている。その他の方法においてＭｎＳｅ及びＭｎＳｂが製作される（ドイツ特許 DE 23 51 141 A)。そしてさらにＶＮ、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎ、．．．などの他の窒化物も知られている（ドイツ特許 DE 19 20 666 A 、欧州特許 EP 0 219 611)、そしてＣｕ2Ｓ、ＴｉＳ、ＣｒＳ、．．．などの硫化物も知られる（欧州特許 EP 0 619 376 A1、ドイツ特許 DE 23 48 249 A)。これらの粒子によって解決される課題は一般的であり、次にくる仕上工程において２次再結晶化の前に至るまで結晶粒界の運動を封鎖することによって種々の焼なまし処理の間で正常な粒子成長を抑制する。従って、これらの粒子は、粒子成長インヒビターと名付けられる。粒子分布においてサイズが約100nm未満の粒子だけが、結晶粒界の運動を十分に阻止することができ、インヒビターとして機能できる。高温における焼なましでは、結局、インヒビターが、２次再結晶化の工程を制御し、ここで所望するような非常に鮮鋭なゴス型集合組織が生成するに至る。
【０００７】
従来の連続鋳造では鋳造と凝固の後における析出物は、多くの場合に粗くなりほぼ100nm未満のサイズを有する粒子は実際には存在しない。従って、スラブを予熱する間に粗大粒子を、溶解しなければならない。Ｍｎの硫化物の場合は、そのために約1400℃までの焼なまし温度が必要とされる。これに続く熱間圧延において適切に設定されたパラメータ（サンプリングプラン及び種々のスタンドにおける成形温度、冷却）により、粒子は、望ましい方法を用いて再び析出される。
【０００８】
粒子成長のインヒビターとして機能する粒子を、溶解させるために必要な高温におけるスラブの加熱は、じかに単一の炉で、又は２つの炉で順次に行うことができる。後者の場合に、スラブを、第１炉において、例えば、1250℃に加熱し、次に第２炉において1400℃までの温度で加熱する。その工程がより複雑になり、高価になっても仕上製品の磁気特性が優れていることが示され、この２つのステップの間で微細構造の均一化と微細化のために、スラブの第１熱間成形（プレローリング）が採用される（欧州特許 EP 0 193 373 B1)。
【０００９】
インヒビター相の生成に必要とされる高温でのスラブ予熱は、ＫＯ鋼板用の熱間ストリップの仕上工程を、困難にして高価にするが、それは、特殊で費用を要する高温炉に対する投資が必要であり、けい素鋼のスラブには、1350℃を超えると液状スケールが発生して炉を傷つけ、スラブの下側を損傷することに繋がり、生産量の損失になるからである。オプションによるプレローリングを間に入れると製造費がかさみ、ほかの平鋼製品の製造に利用できるような能力を駆除することになる。
【００１０】
ＭｎＳ粒子又はＭｎＳｅ粒子は、結晶粒子成長の抑制に対して限定された効果だけを有する。粒子を大きくする適切な駆動力だけが、成長抑制効果を妨げるので、２次再結晶化の間で適切な時にゴス法の選択工程が行われる。これが意味することは、最後の冷間圧延ステップにおける成形度は、最終の厚さに対して大きすぎてはならないことである。ＭｎＳ粒子又はＭｎＳｅ粒子による抑制を用いたＳｉ鋼の冷間圧延ステップにおける最も好ましい圧下率は、４０〜６０％である。慣習上の熱間圧延技術による熱間ストリップの厚さを、品質と生産量における損失なしに2.0mmより小さくすることは困難であるから、冷間圧延において最終的な厚さに対する最適の成形度を、多重ステップによる圧延によって実現しなければならず、この間に再結晶化を行う中間の焼なましを行う。ここに用いた方法によって製作したＫＯ鋼板は、正確なゴス位置に対して約１０°までの方位における角度誤差を示す。
【００１１】
前述の方法をさらに発展させて方位における誤差を少なくして磁気特性を改良する方法には、いわゆるＨｉ−Ｂ法（米国特許 US 3 159 511 、US 3 287 183）があり、ここでＭｎＳ、ＡｌＮ粒子に加えて他のインヒビター相が使用される。始めに述べた方法には欠点があり、ＭｎＳ粒子を溶解するためには、例えば、1400℃のような高温のスラブ加熱温度が必要とされる。ＡｌＮは、熱間圧延後において適切に微細分散された粒子分布を示さず、次に焼入れをした熱間ストリップに、析出焼なましを行うことによって初めて得られる。化学組成、粒子微細構造の形成及び第２相部分のモルホロジーに関係する熱間ストリップの内的性質は、つまりストリップが、ＡｌＮインヒビター相粒子を析出させる能力をもつようにしなければならない。ＡｌＮ粒子によって、粒子成長抑制は全体的に強化される。
【００１２】
これによってより高い成形度を示す１ステップによる冷間圧延工程が、好ましい方法で可能になる。そのためにマトリックスに蓄えられた高いエネルギーは、より強化された抑制と平衡関係にあり、そのために２次再結晶化における選択が改良される。結果としてより鮮鋭になったゴス型集合組織（正確なゴス位置に対する約３〜５°だけの方位における角度誤差）及び改良された磁気特性が得られる。
【００１３】
スラブの高い予熱温度によって制約され、上述の従来からの方法が有する欠点を克服するために、何年にもわたり方向性けい素鋼板を製造する幾つかの新規な工程が開発されたが、ここで必要とされるスラブ温度は、1330℃未満の値まで低下した。このような「低加熱」方法には次に挙げる２つの方法が選択されて、工業的に実用され、そして技術の最新水準の中に入ると言われている。
【００１４】
欧州特許 EP 0 219 611による方法は、硫化物のインヒビターが全く使用されていない。従って、Ｓ含有量は、極微量の程度にまで低減している。スラブの予熱温度は1200℃未満で特に著しく低い値を示す。すでに熱間ストリップで完成されているように十分に効果的なインヒビター相を形成することは、この場合には不可能である。このような従来の連続鋳造技術によって製作された熱間ストリップには、析出焼なましによって相当するインヒビター相を形成する能力もない。従って、インヒビターのＡｌＮは、高温の焼なましの前に仕上鋼板厚さまで冷間圧延したストリップを窒化(nitration)することによって形成される。欧州特許 EP 0 321 695 B1には種々の方法が記載されるが、これらを用いて窒化を成就することができる。
【００１５】
そのほかの方法（欧州特許 EP 0 619 376 A1)では、Ｃｕの硫化物をインヒビターとして使用する。この物質は、ＡｌＮ及びＭｎＳよりも明らかに低い溶解温度、そして迅速な溶解の動力学を示している。インヒビターは、熱間圧延においてまだ正常な方法で形成されないにしても、この方法によって製造された熱間ストリップは、Ｃｕ−硫化物−インヒビター粒子を析出する能力を有している。これらの粒子は熱間ストリップの析出焼なまし処理の間にできる。
【００１６】
前記のように連続鋳造のスラブから熱間ストリップを慣用的に製造することは、技術的に費用を要し、かつ時間と経費が浪費される。従って、現在は多くの鋼材製造業者において最終寸法に近い鋳造法を開発している。この方法の目標は、熱間ストリップの厚さを6mm未満に、又は仕上ストリップの厚さを0.01mmまでにさえ下げることにある（欧州特許 EP 0 417 318 B1)。特定の特殊鋼とアモルファス素材については、商業ベースの方法が実現された。2.5〜４％のＳｉを含むＫＯ鋼板を、ストリップ鋳造方法によって工業的レベルで製造することは、未だに達成されていない。主要な問題の１つは、厚さを薄くする凝固のときに、そして次の冷却のときに適切な微細構造と析出構造を得ることを目標とすることにあり、この構造により、次に行う冷間成形と加熱処理の後で鮮鋭なゴス型集合組織が、仕上製品に発生する結果、磁気特性に関して、従来の連続鋳造技術によって製造された方向性けい素鋼板に対して競争力が得られる（欧州特許 EP 0 390 160 B1、EP 0 540 405 B1)。
【００１７】
熱間ストリップを、薄いスラブの鋳造と直接的な熱間圧延によって製作することは、その技術水準からすでに知られている（例えば、欧州特許 EP 0 286 862 B1)。しかし、この技術を、方向性けい素鋼板の製造に使用する問題は、未だに解決されていなかった。このとき発生する特に困難な問題は、機械的、技術的性質に関して問題のない製品を製作することだけではなく、正常な方法で粒子成長を抑制するインヒビター相が形成されて、仕上製品が良好な磁気特性を示すようにすることである。
【００１８】
特開昭56−158816に記載された方法によれば、2.5〜４％のＳｉを含むＫＯ鋼板を、厚さ3〜80mmの薄いスラブの連続鋳造により、引き続いて熱間圧延により1.5〜3.5mmに製造するときに、主要なインヒビターとしてＭｎＳとＭｎＳｅを使用する。このとき熱間ストリップの厚さがさらに大きくなると欠点がでるが、方向性けい素鋼板として販売される0.35mm未満の標準的最終厚さは、７６％を超える冷間圧延度により１ステップ型冷間圧延又は中間に焼なましを入れた慣用の多ステップ型冷間圧延だけを用いて製造されるからである。この作業方法において不利な面は、冷間圧延の高い圧下率が、ＭｎＳとＭｎＳｅによる比較的弱い抑制性に適合しないことにある。そのために仕上製品の磁気特性が、不安定で満足されなくなる。その代替として費用を要する高価な多重ステップ型の、中間焼なましを入れた冷間圧延工程を、採用しなければならなくなる。均熱炉により連続進行速度から鋳造速度が外されることもない。このように硫化物インヒビターの析出を目的として、均熱炉を利用するとフレキシビリティーが減少する欠点が生じる。
【００１９】
本発明の課題は、従来の生産方式の欠点を克服して、薄いスラブの鋳造が有する経済的長所を、方向性けい素鋼板についても利用することにある。
課せられた課題の解決は、請求項１記載の方法によって行うが、製造工程の鋳造、凝固及び熱間圧延を最大限に能率化することによる。そのために種々の機構が選定されて、インヒビター相を形成し、次の加工工程の適合性を形成するために結びつけられる。
【００２０】
本発明による方法においては、今の技術水準と同様に溶湯を、連続的に垂直型の鋳型に注入し、末端部において溶湯を凝固させ、ここに生成した鋳片を円弧湾曲部を通して水平装置に導入して冷却する。この鋳片の厚さは、25〜100mm、好ましくは40〜70mmである。鋳片の完全な冷却を行わずに、むしろ温度が700℃を下回らないようにする。この高温の鋳片は、薄鋼板に分割され、ただちにインライン均熱炉に導入され、ここで最大で６０分、好ましくは３０分までの時間の滞留を行う。均熱炉を通過するときに薄いスラブは、均一に加熱されて比較的低い最大で1170℃の温度になる。引き続いて薄いスラブは、じかにインライン多重スタンド型熱間圧延スタンド群に案内され、ここで厚さが0.5〜3.0mmの熱間ストリップに連続して熱間圧延される。理想としては熱間ストリップの厚さを、次の冷間ストリップ工程が、１ステップ型で行えるように選ぶ。冷間圧延を行うときの成形度は、それぞれ種々の方式で調節されるインヒビター効果に依存している。
【００２１】
本発明による作業方法の長所は、１つには鋳造工程からの熱の大部分を利用することにあり、これによって技術水準から知られるようにＫＯ鋼板に必要とされるスラブの加熱炉における保持、そしてスラブのプッシュ炉、ウォーキングビーム炉における高温までの加熱が省ける。それに代わる均熱炉における焼なまし処理の課題は、薄いスラブの厚み全体にわたり定義された均一な温度に調整することにある。厚さが薄いために、従来の100〜300mmの厚さを有するスラブに較べて、薄いスラブに必要とされる時間は実質的に少なくなる。このような方式により今の技術水準に較べてエネルギー量と再加熱時間が大幅に節約される。
【００２２】
そのほかにもスラブの厚さが減少したために、微細構造の均一化のために予備圧延をスラブの加熱工程に挿入すること、そして熱間ストリップの圧延工程が開始されるときに行う粗圧延が省かれる。従って、製造工程が、著しく短縮され、ほかの平鋼製品を製造するための熱間圧延機において直にコストが節減され、容量の増加が達成される。
【００２３】
前記した製造工程の短縮は、部分的にその後の加工工程に継続されるが、ここに記載した作業方法において、従来よりも厚さが薄い熱間ストリップが加えられて0.5mmより薄く調整されるので、今まで部分的に実用されていた多重ステップ型の冷間圧延は、全く必要でなく、１ステップ型だけで冷間圧延が行える。
発明による方法で方向性けい素鋼板を生産するために鋳造−圧延工程について前記の長所を利用することができるためには、熱間圧延のパラメータを、素材の延性が十分に示されるように選ばなければならない。実験により示されたが、方向性けい素鋼板に用いるインプット素材において、鋳片が、凝固の後で約800℃まで冷却され、引き続いて、例えば、1150℃の均熱温度で比較的短時間の滞留を受け、ここで均一に加熱される場合に、延性が最大になる。このような素材で最大の熱間圧延性がみられるのは、最初の成形パスが、1150℃未満の温度にあり、そして圧下率が、少なくとも２０％であり、40mm以下でかつ８mm以上の中間厚さをもつ圧延材料が、高圧中間スタンド型冷却装置を使用して、たかだか２つ並ぶ成形パスの中で1000℃未満の圧延温度に導かれるときである。これによって回避されるのは、延性にとって臨界温度域である約1000℃における圧延材料の成形である。
【００２４】
表１において４個の鋼材の化学組成を挙げるが、熱間圧延に対する適性を、発明による方法を用いて試験した。
【００２５】
【表１】
0005188658.tif 000002
【００２６】
試験は、20mmの円形引張試料を使用し、その中間部を短時間溶融し、引き続いて冷却するが、これは60mmの薄いスラブに2.8m/分又は4.5m/分の鋳造速度（ｖg）を与えたときに相当する。冷却は、800℃において終了した。その後で試料を、温度（ＴW）の連続炉サイクルにおいて加熱し、そして種々の時間（ｔW）にわたり保持した。引き続いて試料を、温度ＴWにおける引張試験にかけた。
【００２７】
試験の結果を、表２に示す。
【００２８】
【表２】
0005188658.tif 000003
【００２９】
破断面での断面収縮率は、延性に関する実質的なパラメータである。データから見られるように、鋼材は、その化学組成とは関係なく、特定のひずみサイクルに対してそれぞれ異なる感度で反応する。破断面での断面収縮率又は延性の損失は、鋼材Ｄで最も少なく、鋼材Ａで最も大きい。
本発明による方法の効果は、鋼材Ａにおいて最も顕著に示される。２つの鋳造速度においては、加熱温度1130℃及び1050℃で、比較的良好な破断面での断面収縮率が得られたが、一方、加熱温度1000℃では延性が減少する。後者の加熱温度は、前記加熱温度における保持時間の延長をもたらす。
【００３０】
1000℃付近の加熱温度域において、鋼材Ｂについて前記の方法による試験を行った。その結果を表３に示す。
【００３１】
【表３】
0005188658.tif 000004
【００３２】
表３の破断面での断面収縮率が示すように鋼材の延性は、1000℃から1100℃に至る温度範囲で下降し、1000℃以下の温度で上昇する。
方向性けい素鋼板の製作を、前記の鋳造−圧延方法を用いて有利に行うためには、さらにインヒビター相も適切な方法で形成させなければならない。ここに存在する３つの原理的な可能性を、請求項３、５及び６において示す。
【００３３】
請求項３に挙げた可能性は、鋳造の後で行う凝固が、今の技術水準から知られる連続鋳造の凝固に比較してかなり高速で進行することに基づく。例えば、厚さ65mmの鋳片においては、例えば、厚さ250mmの鋳片におけるよりも実質的に熱を迅速に発散する。従来の厚さをもつスラブの中には非常に粗い硫化物、特にＭｎＳ粒子が存在して、これはインヒビターとして機能することができないが、鋳造速度を正しく選ぶことによって実質的に薄い鋳片を急速に冷却すると、熱間圧延の直ぐ後でインヒビターが存在する可能性がでる。
【００３４】
均熱炉で均質的な加熱がなされる間に、しばしば硫化物粒子が完全に析出するが、このとき炉内をできるだけ急速に通過するように試みるのは、粒子が、大きなサイズに成長しないようにするためである。成長すればインヒビターの効果が弱くなるはずである。この方法によって製作された熱間ストリップは、相応してすでに完成されたインヒビター相を含んでいる。
【００３５】
硫化物のインヒビター相粒子を、できるだけ微細に分散させて析出させるためには、Ｍｎの含有量が0.050〜0.100％の範囲、そしてＳの含有量が0.015〜0.035％の範囲になければならない。これらの元素の割合が少なすぎると、そのつどインヒビターとして十分な物質量の生成が阻止される。割合が高すぎると粗大粒子の析出が生じる。従って、ＭｎとＳの含有率は、Ｍｎで0.05〜0.10％の範囲、Ｓで0.015〜0.035％の範囲にある。
【００３６】
この作業方法においては、中間焼なましを入れた多重ステップ型の冷間圧延を実施する必要はないが、むしろ熱間ストリップの厚さを低めに調節して、後加工には１つの冷間圧延ステップだけを使用することができる。このとき冷間圧延度は、45〜75％の範囲とする。
この方法による優れた長所は、多重ステップ型の冷間圧延を使用する必要のないことにあるが、業務上の長所が存在する場合があり、これは確実に選ばれた厚さの熱間ストリップだけを製造すること、そして冷間圧延度を、それぞれ多重ステップ型の冷間圧延による応用例に適合させることである。
【００３７】
従って、請求項３に記載される方法には、中間焼なましを入れた多重ステップ型冷間圧延にも許容される。
請求項４は、800〜1100℃において有利に実施される焼なましを挙げている。その他の方法として900℃以下の巻き取り温度に調節することもできる。この焼なましは、熱間ストリップにおける粒子構造を改良し、特に表面に近い微細構造域が拡大されるが、これはその後の加工工程にとって重要である。追加のインヒビターは、前記の熱処理においては形成されない。
【００３８】
請求項５記載の方法における熱間ストリップには、最終的な形状をした粒子成長インヒビターは含有されておらず、むしろストリップには、均熱焼なましの間に相当するインヒビター粒子を形成する能力が備えられている。ここでインヒビターとして特にＣｕの硫化物とＡｌの窒化物が適当である。この処理方法が有利であるのは、熱間ストリップの製作（鋳造、凝固、均熱焼なまし、熱間圧延）は、インヒビター相の最適形成に関してまだ最大の能率を、必ずしも発揮しなくてもよく、そのために自由度がさらに開かれる。いずれにしても鋳造鋳片に高い冷却速度を選択して、薄いスラブの粒子構造が粗大にならないようにする。この目的のために均熱炉における滞留時間をできるだけ短く選ぶことが、重要であることが示される。インヒビター粒子の析出は、950〜1150℃で熱間ストリップを析出焼なましする間に行われ、特別な急冷を行って終了する。焼なまし処理においてインヒビター相を形成する元素が溶解して、次に急速に、好ましくは噴霧水を使用して冷却すると、20K/秒以上の冷却でインヒビター相が、微細に分散して析出する。この作業方法が可能であるのは、Ｃｕの硫化物が、例えば、ＭｎＳに較べて明らかに低い溶解温度とより速い反応速度を示すからである。同じことがオーステナイト中のＡｌＮについても言える。従って、請求項３よりも高いＣ含有量を使用することも推奨される。Ｃ含有量は高くなければならず、その結果、オーステナイトへ変態が、少なくとも僅かな規模で進行する。しかしながら、0.10％を超えるＣ含有量が選ばれると脱炭性の問題が発生してくる。
【００３９】
７０〜９０％の冷間圧下率は、請求項３における方法よりも明らかに高いものと見積もられる。これによってより高いエネルギーと２次粒子成長への駆動力がもたらされるが、これとは逆に請求項５で述べた方法では相当する成長抑制効果が高められている。ＨｉＢ工程の場合に類似した結果になるが、仕上ストリップには、ゴス型集合組織がより鮮鋭に現れ、そして最終的に改良された磁気特性を、請求項３により製作された物質と比較して示す。
【００４０】
請求項６記載の方法は、インヒビターとしてＡｌＮだけを使用する工程を特徴とする。その長所は、溶湯内のＣｕとＳを、事実上完全に避けることにあり、そのために熱間圧延性が容易になり、そして素材のぜい性が減少する。請求項３による方法に類似して鋳造鋳片の冷却速度が高いために、溶湯に存在するインヒビター形成元素（Ａｌ及びＮ）は、部分的に析出が妨げられる。しかし、析出された粒子が、小さいサイズだけの場合もある。完全な析出は、請求項３と同じように均熱炉において均一に加熱することによって行われる。
【００４１】
そのほかこの熱間ストリップは、十分に高いＣが確実に含有される場合には、インヒビターとして作用するＡｌＮ粒子をさらに析出する能力を有し、熱間ストリップを、析出焼なまし処理する場合に、十分なオーステナイトが生成する。このような素材に適応されるインヒビターの総合効果は、鋳片が冷却される速度、最初の段階において有効に働く多くのインヒビターの自然形成、によって決まる。さらに熱間ストリップの析出の際に、如何に多くのインヒビターが、追加的に作られたかによっても決まり、これは実質的には全くＣ含有量に依存する。インヒビターが示す総合効果の強さに対応して、冷間圧下率の大きな値を種々に変えて調整しなければならない。
【００４２】
請求項７〜８において、補足的方法の特徴が請求され、これによって請求項１〜６に記載した方法を適用することが容易になる。
リンを0.10％まで添加すると有効に働き、凝固構造において微細構造性が強く形成されて、従来から存在する素材のぜい性などのマイナス効果が発生しなくなる。
【００４３】
請求項７で請求した処理方法は、鋳造の際の過熱温度を、液相線温度の上に最大で２５Ｋと制限したが、これは基本的には請求項７の処理方法と同じ目的を有するもので、つまり凝固の微細構造を、できるだけ均一に微粒子化するためである。溶湯を鋳造する温度が、該当する合金の液相線温度から僅かに上回る場合には、さらに微球体凝固構造が発生し、そして樹枝成長が制限される。一般的に方向性けい素鋼板を製造する場合に常に重要なことであるが、凝固の構造を可能なかぎり微細にして、一方では集合組織の成長、そしてまた微細構造の成長を、スラブ又は薄いスラブの全体積にわたり、できるだけ均一に行わせる。そのほか特別な方法によって構造をできるだけ微細化すると、所望するようなインヒビター相の析出が、好ましく微細分散されて得られる。
【００４４】
請求項８は、抑制の総合効果を強化する１つの可能性を示し、仕上ストリップ上に冷間圧延されたストリップをマトリックス内で窒化処理をして、ＡｌＮ粒子を追加して生成させる方法で、大部分の粒子は、そのサイズが100nm未満である。このような方法によって追加して形成されたＡｌＮ粒子は、いずれの場合にも２次再結晶化が起きる前にマトリックス内で生成させなければならず、その結果、２次再結晶化に対して有利に働くことができる。窒化処理は、加熱相において高温焼なましの開始と共に行い、例えば、窒素が大量に含まれる焼き鈍し雰囲気のもとで処理される。そしてまた窒化は、過剰にＭｇＯを含む焼鈍分離剤へ添加剤を加えて行うが、この添加剤は、高温焼なましの際に窒素を放出し、窒素がマトリックス内に拡散することができるような物質から構成される。この関連において非常に効果的な窒化方法は、相応する方法のステップを、脱炭焼なましが終了する段階で挿入して、窒素が、焼き鈍しガスからストリップ内に拡散して入ることができるようにする。
【００４５】
粒界に分離して偏析した元素、例えば、Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ及びＢｉは、それぞれ0.2％までの量を含むことができ、これらは２次再結晶化を安定にして、ゴス型集合組織を鮮鋭にするために好ましい影響を与える。